WO2018110867A1

WO2018110867A1 - 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: WO2018110867A1
Application number: PCT/KR2017/013762
Authority: WO
Inventors: 곽재현; 조항식
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-16
Filing date: 2017-11-29
Publication date: 2018-06-21
Also published as: EP3556896B1; US20200190612A1; KR101858852B1; JP2020509177A; CN110073026A; WO2018110867A8; CN110073026B; EP3556896A4; JP6846522B2; EP3556896A1

Abstract

항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법이 제공된다, 본 발명의 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.2%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 실리콘(Si): 0.3~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.2%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 몰레브덴(Mo): 0.2%이하, 티타늄(Ti): 0.01~0.05, 안티몬(Sb): 0.02~0.05, 보론(B): 0.0005~0.003, 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 미세조직이, 면적분율로 베이나이트 50% 이상, 템퍼드 마르텐사이트(TM) 10%이상, 프레쉬마르텐사이트(FM) 10%이하, 잔류오스테나이트 20%이하 및 페라이트 5% 이하를 포함한다.

Description

항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

본 발명은 자동차 차체에 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도이면서 동시에 항복강도와 성형성이 우수하여 프레스 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

건축자재, 자동차, 기차와 같은 운송수단의 구조부재로 적용되는 강판에 대한 두께를 낮추어 경량화를 이루기 위해, 기존 강재의 강도를 향상시키려는 시도가 많이 이루어지고 있다. 그러나 이와 같이 강도를 높이는 경우 상대적으로 항복강도가 낮고 연성과 구멍확장성이 저하되는 단점이 발견되었다.

이에, 강도와 연성 간의 관계를 개선하기 위한 연구가 많이 이루어졌으며, 그 결과 저온조직인 마르텐사이트, 베이나이트와 더불어 잔류 오스테나이트 상을 활용하는 변태조직강이 개발되어 적용되고 있는 실정이다.

변태조직강은 소위 DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, CP(Complex Phase)강 등으로 구별되며, 이들 각각의 강은 모상과 제2상의 종류 및 분율에 따라 기계적 성질 즉, 인장 강도 및 연신율의 수준이 달라지며, 특히 잔류 오스테나이트를 함유하는 TRIP강의 경우에는 인장 강도와 연신율의 밸런스(TS×El)가 가장 높은 값을 나타낸다.

상기와 같은 변태조직강 중 CP강은 다른 강들에 비해 연신율이 낮아 롤 포밍 등의 단순 가공에 국한되어 사용되고, 고연성의 DP강과 TRIP강은 냉간 프레스 성형 등에 적용된다.

이에, 최근에는 상기 변태조직강인 DP강과 TRIP강 보다는 연성이 높고, 구멍확장 성능을 높여서 심가공성 및 프렌지부 크랙을 억제하고자 하는 기술이 제시되고 있다. 일 예로, 특허문헌 2에는 주조직으로 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트를 형성시키는 방법(Quenching and Partitioning Process, Q&P)이 개시되어 있는데, 이를 활용한 보고(비특허문헌 1)에 의하면 탄소가 0.2% 수준으로 낮은 경우에는 항복강도가 400MPa 내외로 낮은 단점이 있으며, 또한 최종 제품에서 얻어지는 연신율이 기존 TRIP강과 유사한 수준만을 얻음을 확인할 수 있다. Q&P방법의 핵심은 마르텐사이트 변태 시작온도(Ms)와 마무리온도 (Mf)사이로 퀜칭한 다음 재가열 하여 마르텐사이트와 오스테나이트 계면에서 탄소확산이 일어나 오스테나이트를 안정화시키므로써 연성을 확보하는 것이다. 그러나 퀜칭 및 파티셔닝 온도에 따라 안정화되지 못하는 오스테나이트가 상당량 존재하여 프레쉬 마르텐사이트(FM)가 최종 냉각 단계에서 형성되는데, 프레쉬 마르텐사이트는 탄소함량이 높아 구멍확장성을 저해한다.(특허문헌 3)

다른 방법으로 마르텐사이트 조직을 다시 열처리하여 이상역에서 열처리함으로써 연성과 구멍확장성을 확보하는 방법이 있으나, 이는 2번의 열처리를 실시함으로 경제적이지 않다(특허문헌 4)

마지막으로 통상의 소둔 방법으로 열처리하되 베이나이트 형성구간까지 급냉한 다음 장시간 항온 유지하여 베이나이트 조직을 얻는 방법이 개발되었으나, 항온 유지 시간이 매우 길고, 충분히 변태되지 않은 베이나이트는 최종 냉각시 마르텐사이트를 형성하므로 구멍 확장성이 우수하지 못하다.

[선행기술문헌]

{특허문헌}

(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제1994-0002370호

(특허문헌 2) 미국 공개공보 제2006-0011274호

(특허문헌 3) 일본 특허공부 JP2002-177278

(특허문헌 4) 일본 특허공보 JP2001-300503

(특허문헌 5) 일본 특허공보 JP2014-018431

{비특허문헌}

(비특허문헌 1) ISIJ International, Vol.51, 2011, p.137-144

따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 한계를 해결하기 위하여 안출된 것으로, 기존 TWIP강 대비 적은 합금원가를 구현하고, 기존 TBF (Trip aided Bainitic Ferrite) Q&P(Quenching and Partitioning) 열처리 공정을 적용한 경우에 비해 더 우수한 연성과 구멍확장성을 갖는 베이나이트 주상의 냉연강판, 이를 이용하여 제조한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공함에 그 목적이 있다.

또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,

중량%로, 탄소(C): 0.06~0.2%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 실리콘(Si): 0.3~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.2%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 몰레브덴(Mo): 0.2%이하, 티타늄(Ti): 0.01~0.05, 안티몬(Sb): 0.02~0.05, 보론(B): 0.0005~0.003, 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

그 미세조직이, 면적분율로 베이나이트 50% 이상, 템퍼드 마르텐사이트(TM) 10%이상, 프레쉬마르텐사이트(FM) 10%이하, 잔류오스테나이트 20%이하 및 페라이트 5% 이하를 포함하는 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.

상기 TM/FM 비가 2를 초과하는 것이 바람직하다.

본 발명은 또한 상기 냉연강판 표면에 용융아연도금처리된 용융아연도금강판 과, 합금화 용융아연도금처리된 합금화 용융아연도금강판에 관한 것이다.

또한 본 발명은,

중량%로, 탄소(C): 0.06~0.2%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 실리콘(Si): 0.3~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.2%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 몰레브덴(Mo): 0.2%이하, 티타늄(Ti): 0.01~0.05, 안티몬(Sb): 0.02~0.05, 보론(B): 0.0005~0.003, 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 재가열하고, 이어, 열간 압연한 후 권취하는 공정; 및

상기 권취된 열연강판을 냉간 압연 후, Q&P 연속 소둔하는 공정;을 포함하고,

상기 Q&P 연속 소둔하는 공정은,

상기 제조된 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 30초 이상으로 균열하며, 이후 5~20℃/초의 냉각 속도로 하기 관계식 1에 의해 정의되는 퀜칭 온도(QT)±10℃까지 냉각하는 공정;

상기 냉각된 강판을 하기 관계식 2에 의해 정의된 베이나이트 온도(PT)±10℃로 재가열하고, 이어, QT≥ 또는 ≥ QT-100℃의 온도 범위 내에서 100초 이상 유지한 후, 냉각하는 공정;을 포함하는 것을 특징으로 하는 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판 제조방법에 관한 것이다.

[관계식 1]

QT =493.497 + 36.2874×Al - 394.0×C - 45.0×Mn - 11.4332×Mo - 20.8772×Ni - 13.0438×Si - 12.8×Cr

[관계식 2]

PT= 599.088 + 11.5214×Al - 225.2×C - 35.0×Mn - 19.9474×Ni - 24.9385×Si - 56.718×Mo - 22.1×Cr

상기 Q&P 연속 소둔을 마친 강판은, 그 미세조직이, 면적분율로 베이나이트 50% 이상, 템퍼드 마르텐사이트(TM) 10%이상, 프레쉬마르텐사이트(FM) 10%이하, 잔류오스테나이트 20%이하 및 페라이트 5% 이하를 포함할 수 있다.

상기 TM/FM 비가 2를 초과하는 것이 바람직하다.

본 발명은 또한 상기 Q&P 연속 소둔된 냉연강판 표면에 용융아연도금처리한 공정;을 추가로 포함하는 용융아연도금강판 제조방법과, 상기 Q&P 연속 소둔된 냉연강판 표면 합금화 용융아연도금처리하는 공정;을 추가로 포함하는 합금화 용융아연도금강판 제조방법에 관한 것이다.

상술한 구성의 본 발명에 의하면, 기존의 DP강 또는 TRIP강과 같은 고연성 변태조직강 및 종래의 Q&P(Quenching & Partitioning) 열처리를 거친 Q&P강에 비해, 정확한 TM량과 베이나이트를 확보할 수 있으므로 항복강도와 연성 및 구멍확장성이 우수한 인장강도 980MPa 이상의 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판을 효과적으로 제공할 수 있다.

따라서 본 발명의 냉연강판 등은 건축 부재, 자동차강판 등의 산업분야에서 활용가능성이 높은 이점이 있다.

도 1은 본 발명에 따른 소둔 공정의 일 예를 나타낸 것이다(도 1에서 열처리선 중 점선은 용융합금화도금 시의 열이력을 나타낸 것이다).

도 2는 TBF법과 본 발명법의 저온 변태거동을 나타낸 것이다.

도 3은 본 발명에 의해 제조된 발명예(F)강의 미세조직을 관찰한 사진이다.

도 4는 본 발명에 의해 제조된 냉연강판의 템퍼드 마르텐사이트 중 탄화물을 관찰한 결과이다.

도 5는 비교예(E) 강의 미세조직을 관찰한 사진이다.

본 발명자들은 기존 Q&P(Quenching & Partitioning) 열처리를 통해 제조되는 고강도강의 낮은 연성을 개선하는 방안에 대하여 깊이 연구한 결과, Q&P 열처리 시 종래기술 보다 더 정교한 특정 온도 구간에서 베이나이트 변태가 촉진되어 FM이 현저히 감소하는 열처리 조건을 찾아냈다. 퀜칭에 의한 마르텐사이트 형성량과 베이나이트 변태 촉진 구간으로 QT와 PT를 제어함으로써 최종 Q&P 열처리 후 조직의 미세화 및 최종 제품의 물성 개선이 가능함을 확인하고, 본 발명을 제시하는 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명에서 제공하는 냉연강판 등의 합금 성분조성 및 그 함량 제한사유를 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.06~0.2%,

탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소로서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트의 안정화 및 강도 확보를 위해서 첨가되는 중요 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.06% 이상으로 첨가되는 것이 바람직한데, 그 함량이 0.06% 미만이면 오스테나이트 단상 온도가 매우 높아져 고온 소둔이 불가피하고 강도 및 연성 확보가 어렵다. 또한 0.2%를 초과하게 되면 Ms가 저하되어 퀜칭 온도가 낮아져 정교한 열처리가 어렵다. 또한 용접성도 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서 C의 함량은 0.06~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.5~3.0%

망간(Mn)은 페라이트의 변태를 제어하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화시키는데 유효한 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 페라이트 변태가 다량 발생하여 목표로 하는 강도의 확보가 어려워지는 문제가 있으며, 반면 3.0%를 초과하게 되면 본 발명의 2차 소둔 열처리 단계에서의 상변태가 너무 지연되어 마르텐사이트가 다량 형성됨에 따라, 의도하는 연성의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서 Mn의 함량은 1.5~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.3~2.5%

실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하여, 결과적으로 베이나이트의 형성과 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.3% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 2.5%를 초과하는 경우에는 열간 및 냉간 압연성이 매우 나빠지며, 강 표면에 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서 Si의 함량은 0.3~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.01~0.2%

알루미늄(Al)은 강 중 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소로서, 이를 위해서는 그 함량이 0.01% 이상을 유지하는 것이 바람직하다. 또한 Al은 상기 Si과 같이 페라이트 내에서 탄화물의 생성 억제를 통해 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하고 베이나이트 형성 온도를 높인다. 하지만 이러한 Al의 함량이 0.2%를 초과하게 되면 A3온도가 증가하게 되어 고온 소둔이 불가피할 뿐만 아니라 주조시 몰드 플러스와의 반응을 통해 건전한 슬라브 제조가 어려워지고, 아울러, 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서 Al의 함량은 0.01~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni): 0.01~3.0%

니켈은 고용 강화에 의한 강도 확보와 오스테나이트를 안정화하는 원소로 0.01%이상 유지하는 것이 바람직하다. 그러나 베이나이트 변태를 지연시키는 효과가 커서 너무 많이 첨가하면 베이나이트 변태가 다 이루어지지 않아 FM이 형성되므로 상한을 3%로 제한함이 바람직하다.

몰레브덴(Mo): 0.2%이하

Mo 역시 고용강화에 의해 강도를 강화하며 TiMo 탄화물을 형성하여 베이나이트 조직을 미세화하므로 첨가하지만, 합금철 가격이 높아 원가가 상승하는 문제로 상한을 0.2%로 제한함이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.01~0.05

티타늄은 TiN을 우선 형성하므로 고용 보론 첨가에 의한 소입성 향상을 위해서는 반드시 필요하다. 본 발명에서는 BN보다 우선하여 TiN이 형성될 수 있도록 하한을 0.01%로 하고, 너무 많게 되면 TiN이 정출하여 연주시 노즐 막힘을 야기하므로 그 상한을 0.05%로 제한함이 바람직하다.

안티몬(Sb): 0.02~0.05

안티몬은 입계 편석물질로서 입계 산화물을 형성하므로 입계를 통한 탈탄 억제와 Mn, Si등의 표면 농화에 따른 아연 도금성 저하를 억제할 수단으로 0.02%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 너무 많으면, 입계 편석이 증가하여 강의 취성을 야기하므로 상한을 0.05%로 제한하였다.

보론(B): 0.0005~0.003

보론은 소입에 따른 강도 확보가 용이한 저가의 합금원소로서 합금 총량을 줄이는 효과가 있고, 용접성이나 고온 취성 억제에 유리한 원소로 하한을 0.005%로 하였다. 그러나 너무 많게 되면 TiN보다 BN형성온도가 높아져 강의 고온 취성을 야기하므로 상한을 0.003%로 제한함이 바람직하다.

질소(N): 0.01% 이하

질소는 BN, TiN형성으로 합금원소의 합금 효율을 저감하므로 통상 제어할 수 있는 범위인 0.01%이하로 제한함이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 기타 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

한편 상술한 강 조성 성분을 만족하는 본 발명의 냉연강판은, 면적 분율로 베이나이트 50% 이상, 템퍼드 마르텐사이트(TM) 10%이상, 프레쉬마르텐사이트(FM) 10%이하, 잔류오스테나이트 20%이하 및 페라이트 5% 이하를 포함하는 미세조직을 가진다. 여기에서, 상기 베이나이트는 마르텐사이트 다음으로 강도가 높고 페라이트와 마르텐사이트의 중간 특성을 지니며, 아울러 미세한 잔류 오스텐나이트를 베이나이트 상 내부에 분포시키면 강의 강도, 연성 발란스가 매우 높아진다.

상술한 미세조직을 만족하는 본 발명의 냉연강판은 인장강도가 980MPa 이상이고, 기존의 Q&P 열처리를 통해 제조된 강판에 비해 우수한 항복강도와 프레스 성형성, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고성형 기가급 고강도 강판을 제공할 수 있다.

본 발명은 또한 상기 냉연강판 표면에 용융아연도금처리한 용융아연도금강판 과, 그 용융아연도금강판을 합금화 열처리한 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수도 있다.

다음으로, 본 발명의 냉연강판 등의 제조 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 냉연강판은, 상술한 강 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이를 상술하면 아래와 같다.

(강 슬라브 재가열공정)

본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이는 1000~1300℃의 온도범위에서 행하는 것이 보다 바람직하다.

상기 재가열시 온도가 1000℃ 미만이면 압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 반면 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 과다해지는 문제가 발생한다. 따라서 본 발명에서 재가열 공정은 1000~1300℃에서 실시하는 것이 바람직하다.

(열간 압연공정)

상기 재가열된 강 슬라브를 열간 압연하여 열연강판으로 제조하고, 이때 열간 마무리 압연은 800~950℃에서 실시하는 것이 바람직하다.

상기 열간 마무리 압연시 압연온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 많이 증가하여 압연이 어려워지는 문제가 있으며, 반면 열간 마무리 압연온도가 950℃를 초과하게 되면 압연롤의 열피로가 많이 증가하여 수면단축의 원인이 된다. 따라서 본 발명에서는 열간 압연 시 열간 마무리 압연온도를 800~950℃로 제한하는 것이 바람직하다.

(권취 공정)

이어, 상기에 따라 제조된 열연강판을 권취하는데, 이때 권취온도는 750℃ 이하인 것이 바람직하다.

권취 시 권취 온도가 너무 높으면 열연강판 표면에 스케일이 과다하게 발명하여 표면결함을 유발하고, 도금성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서 권취공정은 750℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다. 이때 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 아니하나, 마르텐사이트의 형성에 의한 열연판 강도가 과도하게 높아짐에 따른 후속 냉간압연의 어려움을 고려하여 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)~750℃에서 실시하는 것이 보다 바람직하다.

(냉간압연 공정)

상기 권취된 열연강판을 산세 처리하여 산화층을 제거한 다음, 강판의 형상과 두께를 맞추기 위해 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조한다.

통상, 냉간압연은 고객이 요구하는 두께를 확보하기 위하여 실시하며, 이때 압하율의 제한은 없으나, 후속 소둔 공정에서의 재결정시 조대 페라이트 결정립의 생성을 억제하기 위하여 30% 이상의 냉간 압하율로 실시하는 것이 바람직하다.

(Q&P 연속 소둔 공정)

본 발명에서 최종 미세조직이 베이나이트 50% 이상, 템퍼드 마르텐사이트(TM) 10%이상, 프레쉬마르텐사이트(FM) 10%이하, 잔류오스테나이트 20%이하 및 페라이트 5% 이하를 포함하는 냉연강판을 제조하기 위해서는 후속하는 소둔 공정의 제어가 중요하다. 특히, 본 발명에서는 소둔시 탄소, 망간 등의 원소들의 재분배(partitioning)로부터 목적하는 미세조직을 확보하기 위하여, 통상의 냉간압연 후 Q&P 연속 소둔 공정을 채택하되 후술하는 바와 같이 QT, PT를 합금원소에 따라 제어하는 것을 특징으로 한다.

균열 및 급냉

먼저, 상기 제조된 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 30초 이상으로 균열하며, 이후 5~20℃/초의 냉각 속도로 하기 관계식 1에 의해 정의되는 퀜칭 온도(QT)±10℃까지 냉각하는 것이 바람직하다(도 1 참조).

이는 구멍확장성에 불리한 페라이트 조직을 5% 이내로 얻기 위한 것으로서 본 발명의 페라이트 미형성 냉각 속도는 5~20℃가 되도록 설계하였다. 냉각 속도가 이보다 높아도 문제는 없지만, 냉각 속도가 느릴수록 뒤틀림 없이 판 형상이 우수하므로 보다 높일 필요는 없다.

QT는 20~50%의 마르텐사이트가 형성되는 온도까지 냉각한다. Q&P에서 퀜칭 중 형성되는 마르텐사이트는 PT까지 재가열하고 파티셔닝 처리하면, 템퍼링을 일으켜 보다 강도가 저하할 뿐 아니라, 베이나이트 형성 촉진 역할을 한다. 도 2에 나타난 바와 같이, 같은 온도에서 파티셔닝 처리를 하여도, 베이나이트 역 온도까지 급냉하여 항온 유지하는 TBF는 600초가 지나도 베이나이트 석출이 완전히 이루어지지 않아 FM이 형성되는 반면, 충분히 마르텐 사이트를 형성시키면 짧은 시간에서도 베이나이트 변태가 완전히 이루어져 FM이 형성되지 않음을 알 수 있다. 이처럼 본 발명에서 FM을 극소화하고자 하는 것은 베이나이트 변태과정에서 남아있는 오스테나이트에 탄소, 망간과 같은 원소가 농화되므로 오스테나이트로 남지 못하고 최종 냉각 중에 변태되는 FM에는 합금 원소량이 매우 높은 마르텐사이트로 강도가 매우 높아, 구멍확장 중에 계면 분리를 일으켜 균열을 쉽게 하여 구멍확장성을 현저히 떨어트리기 때문이다.

본 발명에서는 이러한 특성을 새롭게 발견하고, 이를 통해 베이나이트 주상을 갖는 고성형성 고강도강을 새롭게 개발하였으며, 베이나이트 형성 촉진과 베이나이트 면적율이 최대로 되는 QT를 아래와 같이 실험을 통해 구하였다.

[관계식 1]

파티셔닝 열처리

이어, 본 발명에서는 상기 냉각된 강판을 하기 관계식 2에 의해 정의된 베이나이트 온도(PT)±10℃로 재가열하고, 이어, QT≥ 또는 ≥ QT-100℃의 온도 범위 내에서 100초 이상 유지한 후, 냉각한다.

상술한 퀜칭 이후, 베이나이트 온도(PT)로 재가열하고 항온유지 함에 있어서, 베이나이트가 가장 빨리 형성되는 온도를 실험에 의해 구하였다. 이보다 온도가 높으면 베이나이트 형성량이 적고, 잔류 오스테나이트의 안정화가 미흡하며 FM형성이 오히려 증가하므로 PT는 반드시 PT±10℃까지는 가열을 하여야 한다.

[관계식 2]

종래의 기술과 달리 본 발명에서는 항온 유지를 일정한 온도로 유지할 필요는 없다. 항온유지는 QT≥ 또는 ≥ QT-100℃의 온도 범위 내에서 100초 이상 유지한 후, 냉각하면 되므로 가열 유지 장치가 없는 항온로를 가진 설비에 적용이 용이하다는 장점을 가진다.

이와 같이 Q&P 열처리하면, 베이나이트 50% 이상, 템퍼드 마르텐사이트(TM) 10%이상, 프레쉬마르텐사이트(FM) 10%이하, 잔류오스테나이트 20%이하 및 페라이트 5% 이하를 포함하는 강을 제조할 수 있으며, 강도 차이가 큰 페라이트와 FM을 극소화하여 기존의 Q&P 열처리를 통해 제조된 강판에 비해 우수한 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고성형 기가급 고강도 강판을 제조할 수 있다.

(도금)

상기 1차 및 2차 소둔 열처리된 냉연강판을 도금처리하여 도금강판을 제조할 수 있다. 이때, 도금처리는 용융도금법 또는 합금화 용융도금법으로 실시하는 것이 바람직하며, 이들로부터 형성된 도금층은 아연계인 것이 바람직하다.

상기 용융도금법을 이용하는 경우에는 아연도금욕에 침지하여 용융도금강판으로 제조할 수 있으며, 합금화 용융도금법의 경우에도 통상의 합금화 용융도금처리를 수행함으로써 합금화 용융도금강판을 제조할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명한다.

(실시예)

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용융금속을 진공용해를 통해 두께 90mm, 폭 175mm의 잉곳으로 제조하였다. 이어, 이를 1200℃에서 1시간 동안 재가열하여 균질화 처리한 후, Ar3 이상의 온도인 900℃ 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 냉각한 후 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉시킴으로써 열연 권취를 모사하였다. 이와 같이 열간 압연된 판재를 50~60%의 냉간압하율로 냉간압연 한 후, 하기 표 2의 조건으로 소둔 열처리를 행하여 최종 냉연강판을 제조하였다.

상기와 같이 제조된 각각의 냉연강판에 대하여 조직 분율, 항복강도, 인장강도, 연신율 및 HER을 측정하였으며, 그 결과를 또한 하기 표 2에 나타내었다.

	C	Mn	Si	Al	Cr	Ni	Mo	Ti	Sb	B	N
발명강A	0.1	2.2	1.4	0.02	0.6	0.02	0.04	0.017	0.027	0.0021	0.005
발명강B	0.14	1.9	1.4	0.03	0.5	0.02	0.04	0.021	0.04	0.0017	0.003
발명강C	0.18	2.5	0.6	0.02	1.1	0.02	0.05	0.014	0.021	0.0012	0.004
발명강D	0.16	2.1	1.9	0.04	0.3	0.02	0.05	0.022	0.035	0.0023	0.006
발명강E	0.09	2.2	1.4	0.15	0.6	0.02	0.06	0.031	0.027	0.0018	0.005
발명강F	0.13	1.8	1.3	0.02	0.4	2	0.02	0.027	0.032	0.0017	0.004
발명강G	0.08	2.5	1.3	0.06	0.3	0.03	0.18	0.019	0.041	0.0024	0.005
비교강H	0.05	2.1	1.6	0.02	0.45	0.06	0.05	0.015	0.03	0.0017	0.003
비교강I	0.18	1.8	0.21	0.02	0.28	0.02	0.04	-	0.04	-	0.005
비교강J	0.08	1	1.3	0.04	0.9	0.02	0.02	0.012	0.02	0.0011	0.004
비교강K	0.17	2.2	1.3	0.25	0.3	0.02	0.05	0.027	0.04	0.0018	0.004
비교강L	0.18	1.6	1.5	0.02	1.6	3.5	0.05	0.032	0.021	0.0013	0.005

*상기 표 2에서 B는 베이나이트, TM은 템퍼드마르텐사이트, FM은 프레쉬마르텐사이트, A는 잔류 오스테나이트, F는 페라이트를 나타낸다.

상기 표 1에 나타난 바와 같이, 강 조성성분뿐만 아니라 제조공정이 본 발명의 범위를 만족하는 발명예(A-G)은 모두 우수한 항복강도, 연성 및 구멍확장성을 보임을 알 수 있다.

도 3은 본 발명에 의해 제조된 발명예(F) 강의 미세조직을 관찰한 사진이다. 표 2에 나타난 바와 같이, 발명예(F)강은 베이나이트가 75%로 주상이며, TM, FM이 각각 14%, 5%로 TM/FM이 2를 초과하며, F가 5% 미만의 베이나이트 강을 제조할 수 있음을 알 수 있다. 이점이 본 발명의 기술적 특징으로 기존에는 Q&P열처리를 통해서 페라이트 기지의 TRIP강을 제조하거나 템퍼드 마르텐사이트 강을 만드는데 주력했으나, 본 발명과 같이 강 조성성분 및 QT, PT 를 특정하면 베이나이트 기지 조직을 TBF 열처리 방법보다 용이하게 만들 수 있다.

한편 도 4는 도 3의 조직 중 TM을 APT로 관찰한 것이다. 천이 탄화물과 조대한 시멘타이트가 섞여 있어서 템퍼드 마르텐사이트 임을 알 수 있다.

이에 반하여, 강 조성성분이나 제조공정이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예(H-L, B,E,G)는 모두 본 발명예 대비 모두 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 좋지 않음을 알 수 있다.

특히, 상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 강 조성성분이 본 발명의 범위를 만족하나 제조공정이 본 발명에 의하지 아니하는 비교예(B,E,G)는 모두 원하는 물성이 얻어지지 않음을 알 수 있다.

도 5는 비교예(E) 강의 조직으로 동일한 성분이지만, 이상역 소둔과 TBF 열처리로 인하여 페라이트와 FM이 형성되어 강도와 HER이 낮음을 확인할 수 있다.

상기 결과로 볼 때, 본 발명에 따라 제조되는 냉연강판은 980MPa 이상의 항복강도 및 우수한 연신율과 HER을 확보할 수 있어서, 기존의 Q&P 열처리 공정을 통해 제조된 강재에 비해 구조부재에 적용하기 위한 냉간성형을 용이하게 행할 수 있는 장점이 있다.

이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.06~0.2%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 실리콘(Si): 0.3~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.2%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 몰레브덴(Mo): 0.2%이하, 티타늄(Ti): 0.01~0.05, 안티몬(Sb): 0.02~0.05, 보론(B): 0.0005~0.003, 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

그 미세조직이, 면적분율로 베이나이트 50% 이상, 템퍼드 마르텐사이트(TM) 10%이상, 프레쉬마르텐사이트(FM) 10%이하, 잔류오스테나이트 20%이하 및 페라이트 5% 이하를 포함하는 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서, 상기 TM/FM 비가 2를 초과하는 것을 특징으로 하는 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항의 냉연강판 표면에 용융아연도금처리된 용융아연도금강판.
제 1항의 냉연강판 표면에 합금화 용융아연도금처리된 합금화 용융아연도금강판.
중량%로, 탄소(C): 0.06~0.2%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 실리콘(Si): 0.3~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.2%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 몰레브덴(Mo): 0.2%이하, 티타늄(Ti): 0.01~0.05, 안티몬(Sb): 0.02~0.05, 보론(B): 0.0005~0.003, 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 재가열하고, 이어, 열간 압연한 후 권취하는 공정; 및

상기 권취된 열연강판을 냉간 압연 후, Q&P 연속 소둔하는 공정;을 포함하고,

상기 Q&P 연속 소둔하는 공정은,

상기 제조된 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 30초 이상으로 균열하며, 이후 5~20℃/초의 냉각 속도로 하기 관계식 1에 의해 정의되는 퀜칭 온도(QT)±10℃까지 냉각하는 공정;

상기 냉각된 강판을 하기 관계식 2에 의해 정의된 베이나이트 온도(PT)±10℃로 재가열하고, 이어, QT≥ 또는 ≥ QT-100℃의 온도 범위 내에서 100초 이상 유지한 후, 냉각하는 공정;을 포함하는 것을 특징으로 하는 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판 제조방법.

[관계식 1]

QT =493.497 + 36.2874×Al - 394.0×C - 45.0×Mn - 11.4332×Mo - 20.8772×Ni - 13.0438×Si - 12.8×Cr

[관계식 2]

PT= 599.088 + 11.5214×Al - 225.2×C - 35.0×Mn - 19.9474×Ni - 24.9385×Si - 56.718×Mo - 22.1×Cr
제 5항에 있어서, 상기 Q&P 연속 소둔을 마친 강판은, 그 미세조직이, 면적분율로 베이나이트 50% 이상, 템퍼드 마르텐사이트(TM) 10%이상, 프레쉬마르텐사이트(FM) 10%이하, 잔류오스테나이트 20%이하 및 페라이트 5% 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 냉연강판 제조방법.
제 6항에 있어서, 상기 TM/FM 비가 2를 초과하는 것을 특징으로 하는 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 냉연강판 제조방법.
제 5항의 Q&P 연속 소둔된 냉연강판 표면에 용융아연도금처리한 공정;을 추가로 포함하는 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 5항의 Q&P 연속 소둔된 냉연강판 표면에 합금화 용융아연도금처리한 공정;을 추가로 포함하는 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 합금화 용융아연 도금강판의 제조방법.